(57)【要約】【課題】  熱間圧延後に再加熱・焼き戻しを行わずに、引張強度５９０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下の低ＹＲで、かつ優れた大入熱継手靭性を有する高張力鋼板及びその製造方法を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３％、Ｃａ：０．０００３〜０．００２５％等を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、Ｃ＋１００×Ｂの値が０．１％以上０．３２％以下であり、板表面下５ｍｍまでを除いた領域においてベーナイト分率が５０％以上であり、板厚が７０ｍｍ以上であることを特徴とする低ＹＲ高張力鋼板。熱間圧延後にＡｒ3点以上の温度から急冷することによって、鋼板の板厚が７０ｍｍ以上であっても鋼のベーナイト分率を５０％以上とすることができ、焼入れままでも板厚方向の強度差を生じさせずに高強度化し、ベーナイト組織の可動転位によりＹＲを低減する。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、Ａｌ：０．００３〜０．０３％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｂ：０．０００２〜０．００３％、Ｃａ：０．０００３〜０．００２５％を含有し、Ｎ：０．００６％以下であり、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、Ｃ＋１００×Ｂの値が０．１％以上０．３２％以下であり、板厚方向で、板表面下５ｍｍまでを除いた領域においてベーナイト分率が５０％以上であり、板厚が７０ｍｍ以上であることを特徴とする低ＹＲ高張力鋼板。
【請求項２】
さらに質量％で、Ｎｉ：０．００１〜０．９％、Ｃｒ０．００１〜０．３％、Ｍｏ：０．００１〜０．０４％、Ｖ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の低ＹＲ高張力鋼板。
【請求項３】
鋼中に円相当径で０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００〜３０００個／ｍｍ2含有し、その酸化物粒子の組成が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の低ＹＲ高張力鋼板。
【請求項４】
耐力４４０ＭＰａ以上、引張強度５９０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下で優れた大入熱継手靭性を有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の低ＹＲ高張力鋼板。
【請求項５】
請求項１乃至３のいずれかに記載の成分を有する鋼板を、熱間圧延終了後、Ａｒ3温度以上から水冷焼入れを開始し、１５０℃以下まで水冷することを特徴とする低ＹＲ高張力鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、板厚が７０ｍｍ以上であり、引張強度５９０ＭＰａ以上かつ優れた大入熱継手靭性を有する低ＹＲ高張力鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、中高層ビル、橋梁などの大型建築構造物に使用される溶接用鋼材の材質特性に対する要望は厳しさを増している。さらにそのような構造物を建造する際、溶接の効率化を促進するため、フラックス−銅バッキング溶接法、エレクトロガス溶接法、エレクトロスラグ溶接法などに代表されるような大入熱溶接法の適用が希望されており、鋼材自身の靭性と同様に、ＨＡＺの靭性への要求も厳しさを増している。また、大型建築構造物は、耐震性が要求されるため鋼材自身の低ＹＲ（ＹＰ／ＴＳ）特性及び高い引張強さ５９０ＭＰａ以上の鋼が必要とされている。
【０００３】
ミクロ組織条件下で引張強さ５９０ＭＰａ以上を達成するには、鋼成分系では、特にＣを高め、Ｃｕ・Ｎｉ添加およびＮｂ添加が必要とされるが、これらの成分調整を行うと、超大入熱溶接継手靭性が低下するという問題が発生する。
【０００４】
大入熱溶接時の鋼材のＨＡＺ靭性を向上する方法として、種々の方法が提案されている。
【０００５】
微細なＴｉ窒化物を鋼中に確保することによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さくし、靭性を向上させる方法、Ｔｉ窒化物とＭｎＳとの複合析出物をフェライトの変態核として活用し、ＨＡＺの靭性を向上させる方法が提案されている。しかしながら、Ｔｉ窒化物は、ＨＡＺのうち最高到達温度が１４００℃を超える溶接金属との境界（溶接ボンド部と称する）近傍ではほとんど固溶してしまうので靭性向上効果が低下してしまう。
【０００６】
溶接ボンド部近傍の靭性を改善する方法として、Ｔｉ酸化物を含有した鋼が厚板、形鋼などの様々な分野で使用されている（特許文献１、特許文献２）。Ｔｉ酸化物を含有した鋼は大入熱溶接部靭性向上に非常に有効である。この原理は、鋼の融点においても安定なＴｉ酸化物をサイトとして、溶接後の温度低下途中にＴｉ窒化物、ＭｎＳ等が析出し、さらにそれらをサイトとして微細フェライトが生成し、その結果靭性に有害な粗大フェライトの生成が抑制され、靭性の劣化が防止できるというものである。
【０００７】
しかしながら、このようなＴｉ酸化物は鋼中へ分散される個数をあまり多くすることができない。その原因はＴｉ酸化物の粗大化や凝集合体であり、Ｔｉ酸化物の個数を増加させようとすれば５μｍ以上の粗大なＴｉ酸化物、いわゆる介在物が増加してしまう。この５μｍ以上の介在物は構造物の破壊の起点となって有害であり、靭性の低下を引き起こす。したがって、さらなるＨＡＺ靭性の向上を達成するためには、粗大化や凝集合体が起こりにくく、Ｔｉ酸化物よりも微細に分散する酸化物を活用する必要がある。
【０００８】
最近、建設業界等においては、大型の建築用構造材を溶接することが求められていて、５００ｋＪ／ｃｍ以上、大きいものでは１０００ｋＪ／ｃｍものさらなる溶接入熱の増加が進められており、より一層のＨＡＺ靭性を有する高張力鋼材が必要とされている。この際、特に溶接融合部近傍の靭性向上が必要となる。また、大型の建築用構造材には耐震性も要求されることとなるから、８０％以下の低ＹＲ特性を有する鋼材とすることも必要とされる。
【０００９】
特許文献３には、入熱５００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱の溶接時においても、優れたＨＡＺ靭性を実現した低ＹＲ特性（ＹＲ≦８０％）の６００ＭＰａ級鋼を実現できる発明が記載されている。ＹＲ≦８０％を達成するため、ミクロ組織がフェライトとベイナイトとの二相でフェライト分率が２５〜７５％とする。ＴＳ≧５９０ＭＰａを達成するため鋼の成分としてＣを高め、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂの添加が必要となるが、これらの元素は超大入熱溶接継手靭性を低下させる。この超大入熱溶接継手靭性の低下を酸化物分散によって防止する。そのため、鋼中に円相当径で０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００〜３０００個／ｍｍ2含有する。多量の酸化物を形成するためにＣａを活用する。
【００１０】
非特許文献１には、熱間圧延終了後、Ａｒ3温度以上から水冷焼入れを行い、その後フェライト＋オーステナイトの二相域温度に再加熱して再度急冷を行う方法を用いることにより、室温でフェライト＋ベーナイトの二相組織を得て低降伏比を達成する方法が記載されている。
【００１１】
【特許文献１】特開昭６１−７９７４５号公報
【特許文献２】特開昭６２−１０３３４４号公報
【特許文献３】特開２００２−２５６３７７号公報
【非特許文献１】富田幸男ら著「建築用ＨＴ６０の降伏点に及ぼす各種プロセスの影響」、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ、Ｖｏｌ．１（１９８８）、第８８頁
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
超高層ビルなどの大型建築構造物に使用される溶接用鋼材として、板厚が７０ｍｍを超える鋼材が要求されている。このような鋼材においても、引張強度５９０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下の低ＹＲで、かつ優れた大入熱継手靭性を有することが必要である。
【００１３】
特許文献３に記載の方法で板厚７０ｍｍ以上の鋼板を製造しようとすると、板厚中心部の強度が不足して所定の品質を得ることが困難である。
【００１４】
非特許文献１に記載のように、熱間圧延終了後、Ａｒ3温度以上から水冷焼入れを行い、その後フェライト＋オーステナイトの二相域温度に再加熱して再度急冷を行う方法を用いれば、室温でフェライト＋ベーナイトの二相組織を得て低降伏比を達成し、板厚７０ｍｍ以上の鋼板でも低降伏比、高張力、継手靭性を満足する鋼を製造することが可能である。しかし、熱間圧延後に再加熱・焼き戻しを行うために生産性が悪化し、製造コストの上昇が避け得ない。
【００１５】
本発明は、熱間圧延後に再加熱・焼き戻しを行わずに、引張強度５９０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下の低ＹＲで、かつ優れた大入熱継手靭性を有する高張力鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
鋼中にＢを含有させてＣとＢとの成分範囲を特定し、熱間圧延後にＡｒ3点以上の温度から急冷することによって、たとえ鋼板の板厚が７０ｍｍ以上であっても鋼のベーナイト分率を５０％以上とすることができる。鋼のベーナイト分率を５０％以上とすれば、焼入れままでも板厚方向の強度差を生じさせずに高強度化することができると同時に、ベーナイト組織の可動転位によりＹＲを低減することができる。
【００１７】
本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、Ａｌ：０．００３〜０．０３％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｂ：０．０００２〜０．００３％、Ｃａ：０．０００３〜０．００２５％を含有し、Ｎ：０．００６％以下であり、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、Ｃ＋１００×Ｂの値が０．１％以上０．３２％以下であり、板厚方向で、板表面下５ｍｍまでを除いた領域においてベーナイト分率が５０％以上であり、板厚が７０ｍｍ以上であることを特徴とする低ＹＲ高張力鋼板。
（２）さらに質量％で、Ｎｉ：０．００１〜０．９％、Ｃｒ０．００１〜０．３％、Ｍｏ：０．００１〜０．０４％、Ｖ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の低ＹＲ高張力鋼板。
（３）鋼中に円相当径で０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００〜３０００個／ｍｍ2含有し、その酸化物粒子の組成が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の低ＹＲ高張力鋼板。
（４）耐力４４０ＭＰａ以上、引張強度５９０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下で優れた大入熱継手靭性を有することを特徴とする上記（１）乃至（３）のいずれかに記載の低ＹＲ高張力鋼板。
（５）上記（１）乃至（３）のいずれかに記載の成分を有する鋼板を、熱間圧延終了後、Ａｒ3温度以上から水冷焼入れを開始し、１５０℃以下まで水冷することを特徴とする低ＹＲ高張力鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１８】
本発明は、鋼中のＣ：０．０４〜０．２０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３％、Ｃ＋１００×Ｂの値が０．１％以上０．３２％以下とし、熱間圧延終了後、Ａｒ3温度以上から水冷焼入れを開始し、１５０℃以下まで水冷することにより、板表面直下を除いて板厚のどの位置においてもベーナイト分率が５０％以上とし、板厚が７０ｍｍ以上であっても焼入れままで、耐力４４０ＭＰａ以上、引張強度５９０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下で優れた大入熱継手靭性を有する低ＹＲ高張力鋼板を提供することが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
従来の、熱間圧延後の強冷却を用いた焼入れでフェライトとベーナイトの二相組織とし、フェライト分率を２５〜７５％とする焼入れままの鋼では、板厚を７０ｍｍ以上とした場合、板厚方向に強度差が生じ、板厚中心部の強度が確保できず、一方では表層部の硬さが過剰になる傾向があった。また、焼入れまま降伏比を抑制しようとすると、Ｃを高めて硬質相であるセメンタイト周辺の応力集中を生じさせ、そこでの降伏を誘起することを用いているが、単純にＣを高めると近年の大入熱溶接継手靭性を確保するのが困難である。
【００２０】
本発明では、鋼中のＣを０．０４％以上、Ｂを０．０００２％以上、Ｃ＋１００×Ｂの値を０．１％以上０．３２％以下とし、熱間圧延終了後、Ａｒ3温度以上から水冷焼入れを開始し、１５０℃以下まで水冷することにより、、たとえ鋼板の板厚が７０ｍｍ以上であっても、板表面直下を除いて板厚のどの位置においてもベーナイト分率が５０％以上とすることができ、これらの課題を解決した。
【００２１】
ベーナイト組織は変態ままの状態では可動転位を多く含み、応力負荷下ではそのような可動転位から先に降伏が開始するので、降伏比を低減することができる。またベーナイト組織はＣ＋１００×Ｂ≦０．３２％の条件では炭化物を微細に分散し、これらに応力集中することも降伏比の低減に寄与する。
【００２２】
本発明は鋼中のＣを０．０４％以上、Ｂを０．０００２％以上、Ｃ＋１００×Ｂの値を０．１％以上として鋼組織をベーナイト組織にすることにより、降伏強度を４４０ＭＰａ以上、引張強度を５９０ＭＰａ以上とする。特に板厚が７０ｍｍを超える厚手材であっても、焼入れままで板厚中心部まで強度を確保することが可能となる。
【００２３】
一方、Ｃ、Ｂともに溶接熱影響部（ＨＡＺ）の焼入性を増大させるので、Ｃ＋１００×Ｂを０．３２％以下に限定し、これによってＨＡＺの硬さを低減し、ＨＡＺの靭性を確保することができる。特にＣは脆化相である粗大なセメンタイトを多く形成するので、Ｃ≦０．２０％に限定して靭性の確保を図っている。
【００２４】
本発明は、１４００℃以上に加熱されるＨＡＺ領域の再加熱オーステナイト細粒化を、酸化物を利用して達成することにより、ＨＡＺ靭性を向上させる。
【００２５】
再加熱オーステナイト粒を細粒化するためには高温でのオーステナイト粒成長を抑制することが必要である。その手段として最も有効な方法は、分散粒子によりオーステナイトの粒界をピンニングし、粒界の移動を止める方法である。そのような作用をする分散粒子の一つとしては、従来、Ｔｉ窒化物と酸化物が有効であると考えられていた。しかしながらＴｉ窒化物は１４００℃以上の高温では固溶する割合が大きくなるため、ピンニング効果が小さくなる。これに対し、高温で安定な酸化物をピンニング粒子として活用することが必要である。また、分散粒子による結晶粒界のピンニング効果は、分散粒子の体積率が大きいほど、一個の粒子径が大きいほど大きい。ただし、分散粒子の体積率は鋼中に含まれる粒子を構成する元素の濃度によって上限があるので、体積率を一定と仮定した場合には、粒子径はある程度小さい方がピンニングには有効である。
【００２６】
酸化物の体積分率を大きくする手段として、酸素との溶解度積が小さい元素を活用することができる。酸素との溶解度積が小さい、すなわち強脱酸元素として、一般的にはＡｌが用いられる。しかしながら、Ａｌだけでは酸素を充分利用するには不充分で、さらにＡｌよりも強い脱酸元素が必要で、鉄鋼の脱酸工程で汎用的に使用されるＣａを活用することが重要である。Ｃａは酸素との溶解度積が小さいため、同量の酸素に対してＡｌよりも一層多量の酸化物を生成することができる。鋼中に生成する酸化物粒子の組成として、Ｃａが５％以上、Ａｌが５％以上含まれることで、鋼中に円相当径で０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００〜３０００個／ｍｍ2含有させ、酸化物の体積分率すなわち酸化物量を大きくすることが可能となる。
【００２７】
本発明では、鋼中にＣａを０．０００３％以上含有することにより、上記のとおり鋼中に酸化物粒子を分散させ、これによってＨＡＺ靭性を大幅に向上する。
【００２８】
以下、本発明の成分をはじめとする限定理由について説明する。％は質量％を意味する。
【００２９】
Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分であるとともに、焼入れ組織をベーナイト組織とするために必要である。Ｃが０．０４％未満ではベーナイト分率を５０％以上とすることが難しく、母材強度が不足するので、下限を０．０４％とする。一方、過剰の添加は、鋼材の溶接性やＨＡＺ靭性などを著しく低下させるので、上限を０．２０％とした。
【００３０】
Ｓｉは母材の強度確保、脱酸などに必要な成分であり、０．０５％以上含有することでその効果を発揮させることができる。一方、ＨＡＺの硬化により靭性が低下するのを防止するため上限を０．３５％とした。
【００３１】
Ｍｎは母材の強度、ＨＡＺ靭性の確保に有効な成分として０．５０％以上含有させる。一方、Ｍｎ含有量が高すぎるとＨＡＺ靭性が低下するので、上限を２．５０％とした。
【００３２】
Ａｌは重要な脱酸元素であり、下限値を０．００３％とした。また、Ａｌが多量に存在すると、鋳片の表面品位が劣化するため、上限を０．０３％とした。また、Ａｌ含有量をこの範囲内とすることにより、ＨＡＺ靭性を確保することができる。
【００３３】
ＴｉはNと結合してＴｉ窒化物を形成させるために０．００１％以上添加する。しかし、固溶Ｔｉ量が増加するとＨＡＺ靭性が低下するため、０．０２％を上限とした。また、Ｔｉ含有量をこの範囲内とすることにより、ＨＡＺ靭性を確保することができる。さらにＴｉを含有させることは、ベイナイト分率を確保する上でも有効である。
【００３４】
Ｂは焼入れ組織をベーナイト組織とするために必要であり、Ｂが０．０００２％未満では、特に板厚が７０ｍｍ以上の鋼板においてベーナイト分率を５０％以上とすることが難しく、母材強度が不足するので、下限を０．０００２％とする。一方、過剰の添加は、ＨＡＺ靭性を低下させるので、上限を０．００３％とした。
【００３５】
本発明においては、Ｃ＋１００×Ｂの値を０．１％以上０．３２％以下とする。ここでＣはＣ含有量（質量％）、ＢはＢ含有量（質量％）を意味する。Ｃ＋１００×Ｂの値が０．１％未満では、焼入れ組織をベーナイト組織とすることができず、強度の目標である降伏強度４４０ＭＰａ以上、引張強度５９０ＭＰａ以上を達成することができない。特に本件のように７０ｍｍを超える厚鋼板の場合には板厚中心部の強度が不足する。一方、Ｃ、Ｂともに溶接熱影響部（ＨＡＺ）の焼入性を増大させるので、Ｃ＋１００×Ｂの値が０．３２％を超えると、ＨＡＺの硬さが課題となり、靭性が低下する。Ｃ＋１００×Ｂの値は０．３０％以下とするとより好ましい。０．２４％以下とするとさらに好ましい。
【００３６】
ＣａはＣａ系酸化物を生成させるために０．０００３％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、０．００２５％を上限とした。Ｃａ含有量をこの範囲内とすることにより、微細なＣａ含有酸化物を分散させ、これによってＨＡＺ領域の再加熱オーステナイトを細粒化させ、ＨＡＺ靭性を確保することができる。
【００３７】
Ｎはマトリックスに固溶してその靭性を低下させると共に、Ｂと結合することでＢが有する効果を阻止するため、上限を０．００６％とする。
【００３８】
次に選択元素の好ましい含有範囲について説明する。
【００３９】
Ｎｉは鋼材の強度および靭性を向上させるために有効であり、０．００１％以上の含有でその効果を得ることができる。一方、Ｎｉ含有量が０．９％を超えるとＹＲが大きくなるとともに、Ｎｉ量の増加は製造コストを上昇させるので、０．９％を上限とした。
【００４０】
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは鋼の強度及び靭性を向上させる効果を有するので、必要に応じてそれぞれ０．００１％以上含有させる。一方、過剰な添加はＨＡＺ靭性を著しく低下させるため、それぞれ０．３％、０．０４％、０．０５％を上限とした。
【００４１】
Ｎｂは焼入れ性を向上させることにより鋼の強度および靭性を向上させるために有効な元素であり、必要に応じて０．００１％以上含有させる。一方、過剰な添加はＨＡＺ靭性を著しく低下させるため０．０５％を上限とした。
【００４２】
次に本発明の鋼板が有する金属組織について説明する。
【００４３】
本発明の鋼板は、板厚方向で、板表面下５ｍｍまでを除いた領域においてベーナイト分率が５０％以上である。鋼のベーナイト分率を５０％以上とすれば、焼入れままでも板厚方向の強度差を生じさせず、板厚が７０ｍｍ以上であっても板厚の全範囲で高強度化することができると同時に、ベーナイト組織の可動転位によりＹＲを低減することができる。ベーナイト分率を６０％以上とするとより好ましい。これにはＣ及びＢを調整してＣ＋１００×Ｂの値を０．１５％以上とすることにより、ベーナイト分率を６０％以上とすることができる。ベーナイト分率を７０％以上とするとさらに好ましい。これには上記同様にしてＣ＋１００×Ｂの値を０．２０％以上とする。なお、板表面下５ｍｍまでの領域については、ベーナイト＋マルテンサイトが主体となった組織が形成される。
【００４４】
本発明では、鋼中のＣを０．０４％以上、Ｂを０．０００２％以上、Ｃ＋１００×Ｂの値を０．１％以上０．３２％以下とし、熱間圧延終了後、Ａｒ3温度以上から水冷焼入れを開始し、１５０℃以下まで水冷することにより、板表面直下を除いて板厚のどの位置においてもベーナイト分率を５０％以上とすることができる。これにより、板厚が７０ｍｍ以上であっても、焼入れ後に焼き戻し熱処理を行うことなく、焼入れままで耐力４４０ＭＰａ以上、引張強度５９０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下で優れた大入熱継手靭性を有する低ＹＲ高張力鋼板を提供することが可能となる。
【００４５】
熱間圧延後の鋼板の水冷焼入れについては、冷却速度を４〜７．５℃／ｓｅｃ、好ましくは５〜６．５℃／ｓｅｃとすればよい。水冷終了時の鋼板温度については、１５０℃以下であれば良く、通常は室温まで水冷することとすればよい。
【００４６】
最後に、ＨＡＺ領域の再加熱オーステナイト細粒化を実現してＨＡＺ靭性を改善するために必要な酸化物粒子の好ましい大きさ及び個数について説明する。
【００４７】
酸化物粒子の円相当径が０．１μｍより小さくなるとピンニング効果は徐々に減少し、０．００５μｍより小さくなるとほとんどピンニング効果を発揮しない。また、２．０μｍより大きい酸化物粒子はピンニング効果はあるものの、脆性破壊の起点となることがあるため鋼材の特性上不適である。この結果より、必要な粒子径を０．００５〜２．０μｍ、その中でも特に０．１〜２．０μｍとした。
【００４８】
酸化物粒子個数が多いほど組織単位は微細になり、粒子個数が多いほどＨＡＺ靭性が向上するが、鋼材に要求されるＨＡＺ靭性は、その用途、使用される溶接方法などによって複雑に異なる。特に要求特性が厳しいと考えられる高強度の造船用鋼で大入熱溶接施工される場合に要求されるＨＡＺ靭性、例えば、試験温度−４０℃において吸収エネルギー５０Ｊ以上を満足するためには、円相当径が０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子数が１００個／ｍｍ2以上であると好ましい。ただし、粒子数が多くなるほど、その靭性向上効果は小さくなり、必要以上に粒子個数を多くすることは靭性に有害な粗大な粒子が生成する可能性が高くなることを考えると、粒子数の上限は３０００個／ｍｍ2が適切である。
【００４９】
この酸化物粒子の大きさおよび個数の測定は、例えば以下の要領で行なう。母材となる鋼板から抽出レプリカを作製し、それを電子顕微鏡にて１００００倍で２０視野以上、観察面積にして１０００μｍ2以上を観察することで該酸化物の大きさおよび個数を測定する。大きさの測定は、例えば粒子を撮影した写真をもとに、その円相当径を求める。このとき鋼板の表層部から中心部までどの部位から採取した抽出レプリカでもよい。また、粒子が適正に観察可能であれば、観察倍率を低くしてもかまわない。
【００５０】
本発明により、板厚が７０ｍｍ以上の鋼板について、焼き戻しを行うことなく焼入れままで、耐力４４０ＭＰａ以上、引張強度５９０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下で優れた大入熱継手靭性を有する低ＹＲ高張力鋼板を実現することができる。少なくとも板厚１００ｍｍまでの鋼板については、本発明により上記品質を有する鋼板を実現することができる。
【実施例】
【００５１】
鋼を転炉溶製し、ＲＨ真空脱ガス装置によって真空脱ガス時に脱酸を行い、表１に示す成分を有する鋼を試作した。連続鋳造により２８０ｍｍ厚の鋳片に鋳造した後、１１５０℃で加熱後、表２に示す条件で厚板圧延を経て水冷し室温まで冷却し、板厚１００ｍｍの鋼板とした。Ｓ１〜Ｓ２９が本発明鋼、Ｓ３０〜Ｓ５１が比較鋼である。得られた鋼板を汎用の溶接材料を用いて１パスのエレクストロスラグ溶接を行った。入熱は約９００ｋＪ／ｃｍである。
【００５２】
表３には母材特性、ベーナイト分率、ＨＡＺ靭性を示す。母材特性及びベーナイト分率の計測は板厚中心および板厚の１／４の位置により代表的に評価した。ＨＡＺ靭性評価のためのシャルピー吸収エネルギーは、フュージョンライン部位で試験温度０℃にて６本の試験を行い、その平均値を記入した。
【００５３】
【表１】
2005336541.tif 000002
【００５４】
【表２】
2005336541.tif 000003
【００５５】
【表３】
2005336541.tif 000004
【００５６】
表３から明らかなように、Ｓ１〜Ｓ２９の本発明鋼はベーナイト分率が板厚中心および板厚の１／４の位置のいずれにおいても５０％以上となり、吸収エネルギーが７０Ｊ以上の優れたＨＡＺ靭性、ならびにＹＲが８０％以下の優れた低ＹＲ特性を有する０．２％耐力（０．２％ＰＳ）が４４０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上の高強度鋼であることがわかる。
【００５７】
一方、比較例のＳ３０はＣが過小でベーナイト分率が不足し、母材強度が不足した。Ｓ３１、３４はＣ＋１００×Ｂが過大で、ＨＡＺ靭性が不足した。Ｓ３２はＣ＋１００×Ｂが過小でベーナイト分率が不足し、母材強度が不足した。Ｓ３３はＢが過小でベーナイト分率が不足し、ＨＡＺ靭性が不足した。Ｓ３５はＣが過大でＨＡＺ靭性が不足した。Ｓ３６はＳｉが不足し、Ｓ３８はＭｎが不足し、いずれも母材強度、ＨＡＺ靭性が不足した。Ｓ３７はＳｉが過大で、Ｓ３９はＭｎが過大で、Ｓ４０はＡｌが過小で、Ｓ４１はＡｌが過大で、Ｓ４２はＴｉが過小で、Ｓ４３はＴｉが過大で、Ｓ４４はＣａが過小で、Ｓ４５はＣａが過大で、いずれもＨＡＺ靭性が不足した。Ｓ４６はＮｉが過大でＹＲが過大となった。Ｓ４７はＣｒが過大で、Ｓ４８はＭｏが過大で、Ｓ４９はＶが過大で、Ｓ５０はＮｂが過大で、いずれもＨＡＺ靭性が不足した。Ｓ５１は圧延後の水冷開始温度が低すぎて、母材強度、ＨＡＺ靭性が不足した。